KR20180068542A - 열간 압연성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 변압기 구조물 등에 사용되는 비자성 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 열간 압연성이 우수한 비자성 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 변압기 구조물 등에 사용되는 비자성 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 열간 압연성이 우수한 비자성 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
변압기 구조물에는 외함, 록 플레이트(lock plate) 등이 있으며, 이에 사용되는 강재는 투자율(magnetic permeability)이 낮은 비자성 특성이 우수한 강재이다.
이러한 비자성 강재는 최근들어 크롬(Cr), 니켈(Ni)을 완전히 배제하는 대신 망간(Mn) 및 탄소(C)를 일정 함량으로 첨가하여 오스테나이트를 안정화시킴으로써 비자성 특성이 우수한 강재가 개발되고 있는 실정이다.
오스테나이트 상은 상자성체로서 투자율이 낮으며, 페라이트 상 대비 비자성 특성이 우수한 장점이 있다. 또한, 다량의 탄소를 함유한 오스테나이트를 갖는 고망간(Mn) 강재의 경우에도 오스테나이트 상 안정도가 높은 것이 특징이므로, 비자성용 강재로 사용하기 적절하다.
하지만, 고망간 강재를 제조함에 있어서, 강 내의 다량의 망간(Mn), 알루미늄(Al), 인(P) 등 고온에서 산화가 용이한 성분들로 인해 고온에서 입계 및 입내에 내부산화물이 형성되어 압연과정에서 강재의 균열을 유발하는 문제가 있다. 이는 형성된 내부산화물이 압연하중에 의해 파괴되어 강재의 균열을 일으키기 때문이다.
따라서, 망간(Mn) 등을 다량 함유한 비자성 강재를 제조함에 있어서, 열간압연 전 또는 열간압연 중에 생성되는 내부산화물의 존재 유무 또는 내부산화물이 형성된 깊이는 압연 중에 강재의 균열 발생 정도에 큰 영향을 미치며, 압연 후 상온에서 강재의 표면 품질에 지대한 영향을 미치게 된다.
한편, 특허문헌 1은 열간 가공성이 우수한 고망간강 및 열간압연 방법에 관한 기술이다.
상기 특허문헌 1은 열간 가공성을 향상시키기 위해 연주 슬라브를 1150~1300℃로 가열한 후, 전체 압하율이 40% 될 때까지는 압연 패스별 압하율을 7% 이하, 평균 변형율을 2.0sec-1 이하로 경압하 압연하고, 전체 압하율이 40%를 초과하는 시점부터는 통상의 강압하 압연을 실시하는 것에 의해, 열간 압연성을 개선하는 방법을 제시하고 있다.
이는, 압연 초기에는 압연 패스별 압하율을 낮춰 변형율을 낮게 함으로써 강재의 균열방지에 다소 효과가 있을 수 있지만, 압하율을 낮출 경우 전체 압연 패스수가 증가하게 되어 압연시간이 증가하고 생산성이 저하되는 문제가 있다. 또한, 압연 패스수 증가에 따라 강재의 온도가 하락하게 되어 압연롤에 부하가 걸리는 문제가 있다.
본 발명의 일 측면은, 열간 압연성이 우수하여 열간압연시 강재 내 균열발생이 억제됨에 따라 표면 품질이 우수한 비자성 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 망간(Mn): 15~27%, 탄소(C): 0.1~1.1%, 보론(B): 0.0005~0.01%, 안티몬(Sb): 0.1~0.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 면적분율 90% 이상의 오스테나이트 및 잔부 개재물 또는 입실론(ε)-마르텐사이트를 포함하는 열간 압연성이 우수한 비자성 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1020~1230℃의 온도영역에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 860~930℃의 마무리 압연온도에서 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 상기 열연강판을 500℃ 이하에서 권취하는 단계; 및 상기 권취 후 상온까지 냉각하는 단계를 포함하는 열간 압연성이 우수한 비자성 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따르면, 망간을 다량 함유하더라도 열간 압연성이 우수한 비자성 강재를 제공할 수 있다. 특히, 본 발명에 의할 경우, 고온 열간압연시 강재 균열 발생이 억제되어 표면 품질이 우수한 비자성 강재를 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강 4 및 비교강 1의 단면조직을 측정한 사진을 나타낸 것이다.
본 발명자들은 기존 망간을 다량 함유하는 비자성 강재의 경우, 고온 열간압연시 강재에 크랙이 발생하고, 이는 결국 최종 제품의 표면 품질을 열화시키는 원인이 됨을 확인하였다.
이에, 본 발명자들은 망간을 다량 함유하더라도, 열간 압연성이 우수하여 최종 제품의 표면 품질을 우수하게 확보할 수 있는 비자성 강재를 제조할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 강 합금성분을 최적화하는 경우 균일한 오스테나이트 상을 확보함으로써 비자성 특성이 우수할 뿐만 아니라, 고온의 압연 공정에서도 균열 발생을 억제할 수 있도록 열간 압연성이 우수하여, 최종적으로 표면 품질이 우수한 비자성 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 열간 압연성이 우수한 비자성 강재는 중량%로, 망간(Mn): 15~27%, 탄소(C): 0.1~1.1%, 보론(B): 0.0005~0.01%, 안티몬(Sb): 0.1~0.5%를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는 본 발명의 비자성 강재의 합금성분을 상기와 같이 한정한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
Mn: 15~27%
망간(Mn)은 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 원소로서, 특히 극저온에서의 오스테나이트 상 안정화를 위해서는 15% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 만일, Mn의 함량이 15% 미만이면 탄소(C)의 함량이 작은 강재의 경우 준안정상인 입실론(ε)-마르텐사이트가 형성되며, 이는 극저온에서 가공유기변태에 의해 쉽게 알파(α)-마르텐사이트로 변태되어 강재의 인성이 낮아질 우려가 있다. 또한, 강재의 인성을 확보하기 위해 탄소(C)의 함량을 증가시킨 강재의 경우에는 탄화물이 석출되어 강재의 물성이 급격히 열화 될 우려가 있다.
반면, 상기 Mn의 함량이 27%를 초과하게 되면 제조원가의 상승으로 경제성이 감소할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 15~27%로 제한하는 것이 바람직하다.
C: 0.1~1.1%
탄소(C)는 오스테나이트를 안정화시키며, 강재의 강도를 증가시키는데 유리한 원소이다. 이러한 C는 냉각공정 또는 가공에 의한 오스테나이트, ε-마르텐사이트 또는 α-마르텐사이트의 변태점을 낮추는 역할을 한다.
이러한 C의 함량이 0.1% 미만이면 오스테나이트의 안정도가 불충분하여 극저온에서 안정한 오스테나이트를 얻을 수 없으며, 외부 응력에 의해 쉽게 ε-마르텐사이트 또는 α-마르텐사이트로 가공유기변태를 일으켜 강재의 인성 및 강도를 감소시키는 문제가 있다.
반면, 상기 C의 함량이 1.1%를 초과하게 되면 탄화물이 과다하게 석출하여 강재의 인성이 급격히 열화 될 우려가 있으며, 또한 강재의 강도가 지나치게 높아져 강재의 가공성이 감소하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.1~1.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0005~0.01%
보론(B)은 오스테나이트 입계를 강화하는 입계 강화 원소로서, 이러한 B은 소량의 첨가로도 오스테나이트 입계를 강화하여 고온에서의 강재 균열을 줄이는 효과가 있다.
이러한 B의 함량이 0.0005% 미만이면 오스테나이트 입계 강화 효과가 불충분하여 최종 제품의 표면 품질 향상을 효과적으로 얻을 수 없으며, 반면 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 오스테나이트의 입계에 입계 편석이 발생하여 오히려 고온에서의 강재 균열을 증가시킬 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 B의 함량을 0.0005~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sb: 0.1~0.5%
본 발명에서 안티몬(Sb)은 고온에서 Mn, Al, P 등의 내부 입계 산화를 방지하므로 강재의 균열을 방지하는 효과가 있다.
특히, 망간을 다량 함유하는 비자성 강재에 Sb을 첨가하게 되면, 고온에서 Sb이 강재 표층부 및 표층부로부터 깊이(두께) 방향으로 약 30㎛ 이내에 농화되어 산소가 강 내부로 침투하는 것을 억제하여 Mn, Al, P 등의 내부 입계 산화를 억제할 수 있다.
이러한 Sb의 함량이 0.1% 미만이면 상술한 원소들의 내부 입계 산화 억제효과가 적어 열간압연시 강재 균열방지 효과가 적다. 반면, 그 함량이 0.5%를 초과하는 경우 원소들의 내부 입계 산화 억제효과는 극대화시킬 수 있지만, 결정입내 또는 입계에 석출하여 최종 제품에 취성을 유발하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Sb의 함량을 0.1~0.5%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.2~0.5%, 보다 더 유리하게는 0.3~0.45%로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 비자성 강재는 상술한 합금성분 이외에 다음의 성분들을 추가적으로 포함할 수 있다. 구체적으로, Al, Si, P, S, Ti 및 N으로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있으며, 각 성분의 함량에 대해서는 하기에 구체적으로 설명한다. 한편, 위 성분들은 본 발명에서 선택적으로 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0%일 수 있다.
Al: 0.1% 이하
알루미늄(Al)은 탄화물의 형성을 방지하는 역할을 하는 원소로서, 이를 위해 0.1% 이하로 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하면 산화물 형성으로 인해 제품 표면 품질이 저하될 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
Si: 0.2% 이하
실리콘(Si)은 탈산제로서 0.2% 이하로 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 산화물 형성으로 인해 제품 표면 품질이 저하될 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
P: 0.3% 이하
인(P)은 강재 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 원소이며, 편석이 쉽게 발생하여 주조시 균열발생을 조장할 우려가 있으므로 그 함량을 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.02% 이하
황(S)은 강재 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 만일, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 열간 취성이 발생할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
Ti: 0.1% 이하
티타늄(Ti)은 강 내 질소(N)와 반응하여 질화물을 형성하는 원소로, 강도 및 가공성의 확보를 위해 0.1% 이하로 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 질화물 형성이 과다해져 열간압연시 크랙을 유발할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
N: 0.3% 이하
질소(N)는 강재 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 원소이면서, Ti 첨가시 상기 Ti와 반응하여 질화물을 형성하는 원소이다. 이러한 N의 함량이 과도하면 질화물이 과도하게 형성되어 열간압연시 크랙을 유발할 우려가 있으므로, 그 함량을 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 비자성 강재는 상술한 합금성분 이외에 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 통상의 철강 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있어, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 발명에서는 언급하지는 않는다.
상술한 합금성분을 만족하는 본 발명의 비자성 강재는 미세조직으로 오스테나이트 상을 주상으로 포함하는 것이 바람직하다. 상기 오스테나이트 상은 상자성체로서 투자율이 낮으며, 페라이트 상 대비 비자성 특성이 우수하므로, 본 발명에서 목표로 하는 비자성 특성의 확보를 위해서는 필수 조직이다.
구체적으로, 비자성 특성을 충분히 확보하기 위해서는 상기 오스테나이트 상을 면적분율 90% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 오스테나이트 상을 제외한 잔부로서 개재물 또는 입실론(ε)-마르텐사이트를 면적분율 10% 이하(0% 포함)로 포함할 수 있다.
상기 개재물은 탄화물일 수 있으며, 이러한 개재물 또는 입실론(ε)-마르텐사이트의 분율이 10%를 초과하게 되면 오스테나이트의 결정립계에 석출되어 입계 파단의 원인이 되며, 이는 결국 강재의 인성 및 연성을 감소시킬 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
본 발명의 비자성 강재는 하기 관계식으로 표현되는 표층 Sb 농화도가 1.5 이상인 것이 바람직하다. 만일, 표층 Sb 농화도가 1.5 미만이면 고온 압연시 산소가 강 내부로 침투하는 것을 억제하는 효과가 적어져 Mn, Al, P와 같은 원소들의 내부 입계 산화를 억제하는데 불리해지는 문제가 있다. 상기 표층 Sb 농화도는 그 값이 클수록 내부 입계 산화 억제효과가 우수해지므로 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다.
[관계식]
표층 Sb 농화도 = 강재 표층부 Sb 함량(중량%) / 강재 내부 Sb 함량(중량%)
(강재 표층부: 소지강판 표면으로부터 두께 방향으로 30㎛ 이내 지점, 강재 내부: 소지강판 표면으로부터 두께 방향으로 30㎛ 이후 (대략 100㎛) 지점)
이하에서는, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 열간 압연성이 우수한 비자성 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 비자성 강재는 후술하여 상세히 설명하겠지만, 강 슬라브 재가열 및 열간압연을 거쳐 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다.
먼저, 상술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 일정 온도영역에서 재가열하는 것이 바람직하다. 이는, 슬라브 제조과정에서 생성되는 주조 조직, 편석 및 2차 상들의 고용 및 균질화를 위한 것이다.
상기 재가열은 1020~1230℃의 온도영역에서 행하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 재가열 온도가 1020℃ 미만이면 조직의 균질화가 충분히 이루어지지 못하며, 가열로 온도가 너무 낮아져 후속하는 열간압연시 변형 저항이 커지는 문제가 있다. 반면, 상기 재가열시 온도가 1230℃를 초과하게 되면 내부 산화 억제를 위해 Sb을 첨가하더라도 내부 산화가 촉진될 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
상기한 바에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연은 마무리 압연온도가 860~930℃가 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 만일, 마무리 압연온도가 860℃ 미만이면 압연 변형 저항이 커져 압연롤에 부하가 커질 뿐만 아니라, 강재 표면이 거칠어질 수 있으므로 바람직하지 못하다. 반면, 상기 마무리 압연온도가 930℃를 초과하게 되면 내부 산화가 촉진되어 강재에 균열을 일으킬 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
상기에 따라 제조된 열연강판을 수냉하여 500℃ 이하의 온도에서 권취를 행하는 것이 바람직하다.
상기 권취 온도가 500℃를 초과하게 되면 권취 후 공냉 과정에서 내부산화가 촉진될 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
상기 권취 후 상온까지 공냉을 행하는 것이 바람직하며, 추가 공정(예를들어, 열처리 등)은 요구되지 않는다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(
실시예
)
하기 표 1의 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 1150℃에서 재가열한 후, 하기 표 2의 조건을 만족하도록 마무리 열간압연을 행한 후 500℃ 이하에서 권취한 다음 상온까지 공냉하여 두께 5mm의 열연강판을 제조하였다.
상기에 따라 제조된 열연강판의 기계적 물성(항복강도, 연신율)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 함께 나타내었다.
또한, 각 열연강판의 단면을 현미경으로 관찰하여 내부 산화된 깊이(최대 깊이)를 측정하여 크랙 발생 정도를 평가하였다. 이때, 크랙 발생 정도는 하기 평가에 따라 분류하였다.
◎: 크랙발생 없음
○: 50㎛ 이하의 크랙 존재
△: 50㎛ 초과 500㎛ 이하의 크랙 존재
×: 500㎛ 초과하는 크랙 존재
그리고, 주사전자현미경(SEM)과 EDS(energy dispersive spectrometer)를 사용하여 소지철 표면(열연강판 표면)으로부터 깊이(두께) 방향으로 1㎛ 지점과 100㎛ 지점에서 Sb 함량을 측정한 후 본 발명의 관계식에 따라 표층 Sb 농화도를 계산하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
구분 | 합금조성 (중량%) | |||||||||
C | Mn | B | Sb | Al | Si | P | S | Ti | N | |
발명강 1 | 0.32 | 23.7 | 0.0012 | 0.1 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 |
발명강 2 | 0.40 | 23.4 | 0.0033 | 0.12 | 0 | 0 | 0.0015 | 0.005 | 0 | 0.004 |
발명강 3 | 0.86 | 24.0 | 0.0040 | 0.20 | 0.01 | 0.04 | 0.002 | 0 | 0 | 0.006 |
발명강 4 | 0.92 | 17.5 | 0.0041 | 0.30 | 0.008 | 0 | 0.01 | 0.001 | 0 | 0.003 |
발명강 5 | 0.45 | 24.5 | 0.0040 | 0.40 | 0.002 | 0 | 0.005 | 0 | 0.008 | 0.003 |
비교강 1 | 0.40 | 23.0 | 0.0010 | 0 | 0.005 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 |
비교강 2 | 0.40 | 22.2 | 0.0025 | 0.003 | 0 | 0 | 0.002 | 0.003 | 0 | 0.003 |
비교강 3 | 0.40 | 23.2 | 0.0015 | 0.1 | 0.012 | 0.05 | 0 | 0 | 0 | 0 |
비교강 4 | 0.84 | 24.1 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0015 | 0.003 | 0 | 0.005 |
비교강 5 | 0.92 | 18.0 | 0 | 0 | 0.01 | 0 | 0.001 | 0.003 | 0.003 | 0 |
구분 | 마무리 열간압연 (℃) |
열연강판 재질 | 열연강판 품질 | |||
항복강도 (MPa) |
연신율 (%) |
내부산화 깊이 (㎛) |
표층 Sb 농화도 |
크랙발생 정도 |
||
발명강 1 | 910 | 326.4 | 55.7 | <20 | 3.3 | ○ |
발명강 2 | 880 | 329.9 | 55.0 | <10 | 3.8 | ○ |
발명강 3 | 920 | 446.4 | 41.1 | <10 | 3.4 | ◎ |
발명강 4 | 920 | 488.6 | 37.2 | <10 | 3.5 | ◎ |
발명강 5 | 920 | 356.2 | 48.5 | <10 | 3.9 | ◎ |
비교강 1 | 890 | 366.5 | 54.2 | 50 초과 | 0 | × |
비교강 2 | 910 | 356.2 | 52.7 | 44 | 3.1 | △ |
비교강 3 | 970 | 328.4 | 55.2 | 31 | 3.1 | △ |
비교강 4 | 910 | 410.6 | 58.0 | 50 초과 | 0 | × |
비교강 5 | 920 | 513.9 | 28.4 | 50 초과 | 0 | × |
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명강 1 내지 5는 항복강도 및 연신율이 우수할 뿐만 아니라, Sb 농화도가 3.3 이상으로 내부 산화 깊이가 20㎛ 이하로 비교적 낮아 강재 내에 크랙이 발생하지 않거나, 발생하더라도 그 크기가 50㎛ 이하였다.
한편, Sb을 첨가하지 아니한 비교강 1은 내부 산화 깊이가 50㎛를 초과하였으며, 이로 인해 강재에 최대 500㎛를 초과하는 크랙이 발생한 것을 확인하였다.
또한, Sb을 첨가하였더라도 그 함량이 미량인 비교강 2의 경우에는 상기 비교강 1 대비 내부 산화 깊이가 줄어들긴 하였지만, 그렇다 하더라도 내부 산화 깊이가 44㎛로서 결국 50㎛를 초과하는 크랙이 발생한 것을 확인하였다.
합금조성은 본 발명을 만족하지만 마무리 열간압연시 온도가 너무 높은 비교강 3의 경우에는 Sb 첨가에 의한 내부 산화 억제효과에도 불구하고 내부 산화 깊이가 최대 31㎛로 깊게 형성되어, 50㎛를 초과하는 크랙이 발생하였다.
또한, B 및 Sb 모두 첨가되지 않은 비교강 4 및 5의 경우에는 내부 산화 깊이가 최대 50㎛를 초과함에 따라, 500㎛를 초과하는 크랙이 발생한 것을 확인할 수 있다.
도 1은 상기 발명강 4 및 비교강 1의 단면조직을 측정한 사진을 나타낸 것으로, 도 1에 나타낸 바와 같이 발명강 4의 경우 내부 산화가 50㎛ 미만으로 발생한 반면 비교강 1의 경우에는 50㎛를 초과하여 내부 산화가 발생한 것을 확인할 수 있다.
Claims (5)
- 중량%로, 망간(Mn): 15~27%, 탄소(C): 0.1~1.1%, 보론(B): 0.0005~0.01%, 안티몬(Sb): 0.1~0.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 면적분율 90% 이상의 오스테나이트 및 잔부 개재물 또는 입실론(ε)-마르텐사이트를 포함하는 열간 압연성이 우수한 비자성 강재.
- 제 1항에 있어서,
상기 강재는 중량%로, 알루미늄(Al): 0.1% 이하, 실리콘 (Si): 0.2% 이하, 인(P): 0.3% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하 및 질소(N): 0.3% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 열간 압연성이 우수한 비자성 강재.
- 제 1항에 있어서,
상기 강재는 하기 관계식으로 표현되는 표층 Sb 농화도가 1.5 이상인 열간 압연성이 우수한 비자성 강재.
[관계식]
표층 Sb 농화도 = 강재 표층부 Sb 함량(중량%) / 강재 내부 Sb 함량(중량%)
(강재 표층부: 소지강판 표면으로부터 두께 방향으로 30㎛ 이내 지점, 강재 내부: 소지강판 표면으로부터 두께 방향으로 30㎛ 이후 지점)
- 중량%로, 망간(Mn): 15~27%, 탄소(C): 0.1~1.1%, 보론(B): 0.0005~0.01%, 안티몬(Sb): 0.1~0.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 1020~1230℃의 온도영역에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 860~930℃의 마무리 압연온도에서 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
상기 열연강판을 500℃ 이하에서 권취하는 단계; 및
상기 권취 후 상온까지 냉각하는 단계
를 포함하는 열간 압연성이 우수한 비자성 강재의 제조방법.
- 제 4항에 있어서,
상기 강 슬라브는 중량%로, 알루미늄(Al): 0.1% 이하, 실리콘 (Si): 0.2% 이하, 인(P): 0.3% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하 및 질소(N): 0.3% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 열간 압연성이 우수한 비자성 강재의 제조방법.
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KR20210008732A (ko) | 2019-07-15 | 2021-01-25 | 주식회사 포스코 | 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 |
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KR950026569A (ko) | 1994-03-25 | 1995-10-16 | 김만제 | 열간가공성이 우수한 고망간강 및 그 열간압연 방법 |
KR20070085757A (ko) * | 2007-06-04 | 2007-08-27 | 티센크루프 스틸 악티엔게젤샤프트 | Twip 특성을 갖는 고강도 강 스트립 또는 박판 및 직접스트립 주조에 의한 상기 스트립 제조 방법 |
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KR20130113670A (ko) * | 2012-04-06 | 2013-10-16 | 주식회사 포스코 | 연성이 우수한 초고강도 고망간 강판 및 그 제조방법 |
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